专利名称：：制动盘用钢板以及制动盘的制作方法
技术领域：
：本发明涉及主要用于以摩托车(motorcycles)和自行车(bicycles)为代表的两轮车(two-wheelvehicle)等的制动盘(brakediscs)的钢板，涉及耐腐蚀性(corrosionresistance)优良，淬火(quenching)后具有适宜的硬度(hardness)，对于制动(braking)时的发热(exothermicheat)的抗回火软化性(tempersofteningresistance)也优良的低碳马氏体系含铬钢板(lowcarbonmartensiticchromiumcontainingsteel)以及使用该钢板的制动盘。
背景技术：
：作为摩托车、自行车等两轮车的制动系统(brakesystem)，多采用盘式制动器(discbrakes)。盘式制动器是用制动块(brakepads)夹着安装在轮胎(tire)上且与轮胎一起旋转的制动盘，并利用制动盘-制动块间的摩擦(friction)进行制动。在此，由于上述摩擦，制动盘反复升温至500°C以上的温度域，因此，对制动盘要求对于这种制动时的发热不软化(softening)、变形(changeofshape)及磨损(galling)少、即高抗回火软化性。例如，摩托车用盘式制动器的制动盘的硬度的适当范围通常以HRC(洛氏硬度的C标尺(RockwellhardnessscaleC))计为约30约40HRC，更优选的范围为3238HRC，要求在受到反复制动时的发热后仍要维持该适当范围内的硬度。在硬度比该适当范围低的情况下，担心制动盘变形及磨损引起的制动力(brakingforce)的降低及制动盘断裂，在硬度比该适当范围高的情况下，易产生制动噪声(brakesqueal)和由摩擦系数(coefficientoffriction)的降低引起的制动力和制动块寿命降低等种种问题。此外，在外观上，进一步确保制动力的基础上，也要求制动盘有耐腐蚀性(耐锈蚀性)。根据上述理由，作为制动盘的原材料，主要使用有含1213%的Cr的马氏体系不锈钢板。并且，其中，为了只通过淬火处理(quenchingprocess)容易地得到适当的硬度，主流是将C为0.以下的低碳马氏体系不锈钢板作为原材料。另一方面，以对于制动时发热的冷却性(coolingcapability)、磨损产物(weardebris)等的排出、轻量化(weightsaving)以及设计性等为目的，在制动盘上设置多个孔(opening)、槽(chase)。这些孑L禾口槽通过冲孑U]口工(punchingwork)或切肖Ij力口工(cuttingwork)而形成，因此要求实施加工时的原材料为软质。因此，在由钢板制造制动盘的情况下，对钢板实施退火，使其硬度以HRB(洛氏硬度的B标尺)计为95HRB以下，加工成盘形后，在900iioo°c下保持约ι约ο分钟后，实施进行冷却的淬火处理，使硬度为适当范围，进而实施研磨(grind)及防腐处理(rust-proofing)，从而制成最终制品(endproduct)。而且，作为上述钢板，使用即使在将制动盘在500°C下保持60分钟的情况下，回火软化量也较小、且能够维持30HRC以上的硬度的钢板。另外，随着近年来的两轮车的行驶性能(travellingperformance)的提高，要求制动性能进一步提高，不断在开发具有更高的抗回火软化性(耐热性)的制动盘用钢板。例如，在专利文献14中公开有如下高耐热钢板，其添加C、N、Nb、V、Cu、Ti、Mo、B等具有提高淬透性、得到稳定的淬火硬度、并且提高抗回火软化性的效果的元素，即使对于高于500°C的温度下的回火处理，硬度也将为30HRC以上。现有技术文献专利文献专利文献1日本特开2001-220654号公报专利文献2日本特开2002-121656号公报专利文献3日本特开2003-147491号公报专利文献4国际公开W002/18666A1公报对于专禾U文献14中公开的高耐板(hightemperatureheatresistantsteelsheet)而言，具有较优良的耐热性，在500550°C下保持约60分钟的情况下的耐热性评价(heatresistanceevaluation)中能够得到良好的结果。然而，在上述温度域保持更长时间(例如约240分钟)时，确认到硬度和/或耐腐蚀性急剧地降低。即，明确了对于使用这些现有的高耐热钢板的制动盘而言，长时间使用时(例如约240分钟)的耐腐蚀性及耐热稳定性(stabilityofheatresistance)不充分。
发明内容发明所要解决的问题本发明是鉴于上述现状而完成的，其目的在于，提供在作为制动盘原材料使用的情况下，即使长时间(例如约240分钟)使用，也具有稳定的耐腐蚀性和耐热稳定性的钢板。具体而言，本发明的目的在于，提供一种钢板及使用该钢板的制动盘，上述钢板具有淬火后的硬度为适当范围(3240HRCJISZ2245)的淬透性(hardenability)，且对于淬火后及回火后的耐腐蚀性，在48小时的盐雾试验(SST试验)(saltspraytest)后的锈点为4个以下。此外，本发明的目的还在于，提供一种钢板及使用该钢板的制动盘，上述钢板具有淬火后的硬度为3240HRC、在550°CX60分钟下实施回火处理后的硬度为3040HRC、在550°CX240分钟下实施回火处理后的硬度为2840HRC的优良的抗回火软化性，并且，对于淬火后及回火后的耐腐蚀性，48小时的SST试验后的锈点(rustpoint)为4个以下。用于解决问题的手段为了实现上述目的，本发明人对于具有各种组成的钢板进行了涉及淬透性、耐热性(具体而言为抗回火软化性)及耐腐蚀性的详细的研究。结果表明，以提高耐热性为目的而过量含有Nb、Ti、V、Mo等强化元素(reinforcedelements)时，由于这些元素为铁素体形成元素(ferriteformationelements)，因此在淬火处理时形成大量铁素体(ferritephase)相，成为淬火后及回火后硬度降低的主要原因。此外还表明，伴随上述强化元素的含有，使作为奥氏体形成元素(austeniteformationelements)的Ni、Mn等的含量增加时，虽然能抑制铁素体相的形成，但难以长时间维持再回火后的硬度，往往不得不进行制动盘的更换。然而，通过适量含有Nb、N及B，确认到长时间(例如约240分钟)维持回火处理后的硬度的效果，还确认到回火处理后的耐腐蚀性提高效果较好。因此，本发明人对于使淬火后、回火后的硬度为前述的适当范围、且即使在长时间保持在回火温度的情况下也表现出高硬度及优良的耐腐蚀性的钢组成进一步进行了研究。结果发现，通过在低碳马氏体系含铬钢中复合含有适量的Nb、N及B，进而形成满足预定的关系式的钢组成，能够得到所期望的特性。本发明是基于上述见解而完成的，其要点构成如下所述。(1)一种制动盘用钢板，具有如下组成，以质量％计，含有C0.02%以上且小于0.10%,Si0.6%以下、Mn大于0.5%且在2.0%以下、P0.06%以下、S:0.01%以下、Al0.05%以下、Cr11.0%以上且13.5%以下、Ni0.01%以上且0.30%以下、Nb0.10%以上且0.60%以下、N:0.03%以上且小于0.10%、以及B大于0.0010%且在0.0060%以下，而且满足下述(1)(3)式，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，淬火后的硬度以HRC(洛氏硬度的C标尺)计为32HRC以上且40HRC以下。420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-ll.5Cr-ll.5Si-12Mo-47Nb-52Al-49Ti-23V+189彡85…⑴0.04^C+N-13(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51)-14B/ll^0.09...(2)C-12(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51+Mo/96+Ta/181+ff/184)^0.045...(3)其中，上述(1)(3)式中的各元素符号表示钢板中含有的各元素的质量％。(2)如上述(1)所述的制动盘用钢板，其特征在于，进一步含有选自Co:0.01%以上且0.10%以下、Cu:0.01%以上且0.30%以下、V:0.01%以上且小于0.15%,Mo0.01%以上且0.10%以下、Ti:0.01%以上且0.10%以下、rLx:0.01%以上且0.10%以下、Ta:0.01%以上且0.10%以下、以及W:0.01%以上且0.10%以下中的一种以上。(3)如上述(1)或(2)所述的制动盘用钢板，其中，淬火后的组织以面积率计含有75%以上的马氏体组织。(4)如上述(1)(3)中任一项所述的制动盘用钢板，其中，在550°C下保持240分钟的回火后的硬度以HRC(洛氏硬度的C标尺)计为28HRC以上且40HRC以下。(5)如上述(1)(4)中任一项所述的制动盘用钢板，其中，淬火前的硬度以HRB(洛氏硬度的B标尺)计为75HRB以上且95HRB以下。(6)如上述(1)(5)中任一项所述的制动盘用钢板，其中，B的含量为0.0016%以上且0.0060%以下。(7)一种制动盘，其使用了上述⑴(6)中任一项所述的制动盘用钢板。发明效果根据本发明，能够提供耐腐蚀性优良、在550°C下的抗回火软化性高且硬度降低少的低碳马氏体系含铬钢板。因此，将本发明的钢板用于摩托车或自行车等两轮车的制动盘的情况下，因其耐腐蚀性优良且难以产生制动时的发热所引起的盘变形，因此即使是在与目前相比行驶性能更高的车种中，也将能够长时间维持制动稳定性。图1是表示(1)式与淬火处理后的钢的马氏体量的关系的图。图2是表示淬火处理后的钢的马氏体量与淬火后及回火后的钢的硬度的关系的图。图3是表示(2)式与淬火后及回火后的钢的硬度的关系的图。图4是表示(3)式与淬火后及回火后的钢的耐腐蚀性的关系的图。图5是表示(3)式与淬火后及回火后的钢的硬度的关系的图。图6是表示B含量与550°C下保持240分钟的回火后的硬度的关系的图。具体实施方式以下，对本发明进行具体说明。首先，对于在本发明中用于获得所期望的淬透性、耐热性及耐腐蚀性的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，钢板中的元素的含量的单位均为“质量％”，以下只要没有特别说明，仅用“％”表示。C:0.02%以上且小于0.10%C是通过形成固溶(solidsolution)或析出物(碳化物、碳氮化物、或它们的混合物)来影响增大淬火后、回火后的钢板的硬度的主要的元素。为了在淬火后确保适当的硬度，需要含有0.02%以上。但是，其含量为0.10%以上时，耐腐蚀性显著降低。此外，回火中的上述C的析出物的生长显著加快，将容易形成大量粗大的上述C的析出物，因此耐热寿命(heatlife)(高温环境(high-temperatureenvironment)使用下的长寿命化)和耐腐蚀性明显降低。根据上述理由，使C的含量为0.02%以上且小于0.10%。另外，从耐热性的观点来看，优选使其为0.04%以上，从耐锈蚀性的观点来看，优选使其为0.08%以下。而且，为了确保更优良的耐腐蚀性，优选使其为0.06%以下。Si:0.6%以下Si是作为脱氧剂(deoxidizingagent)发挥作用的元素。但是，其含量大于0.6%时，在淬火处理时未生成充足的马氏体相(martensiticphase)，导致钢板的淬火后的硬度降低。另外，过量地含有时，也将导致韧性(toughness)下降，因此规定为0.6%以下。另夕卜，从脱氧作用的观点来看，优选含有0.05%以上。Mn大于0.5%且在2.0%以下Mn是抑制高温下的铁素体相的生成的元素。因此，是在使9001300°C的宽温度范围为稳定奥氏体区(stableaustenitezone)、确保充分的淬透性方面有用的元素，为了得到该效果，需要使其含量大于0.5%。但是，其含量大于2.0%时，加工性(formability)及耐腐蚀性明显降低，因此，使Mn的含量为大于0.5%且在2.0%以下。另外，从淬透性的观点来看，优选使其含量为大于1.0%，更优选使其为1.5%以上。Al:0·05%以下Al是与Si—样作为脱氧剂发挥作用的元素，其过量地含有时，硬质夹杂物(hardinclusion)、析出物增加，成为表面裂纹(surfaceflaw)等缺陷产生的原因，所以使其含量为0.05%以下。需要说明的是，在作为脱氧剂同时含有Si的情况下，为了抑制夹杂物及析出物的增加，优选减少Al的含量。例如，如果Si为0.05%以上，则优选使Al为0.03%以下，如果Si为0.10%以上，则优选使Al为0.01%以下。Cr11.0%以上且13.5%以下Cr是使钢板的耐腐蚀性提高的主要元素，为了确保作为制动盘原材料的充分的耐腐蚀性，需要其含量为11.0%以上。但是，其含量大于13.5%时，淬火处理后生成大量δ铁素体相，不能得到适宜的硬度，而且加工性及韧性也降低。因此，使Cr的含量为11.0%以上且13.5%以下。另外，从耐腐蚀性的观点来看，优选使其含量为11.5%以上，从加工性的观点来看，优选使其含量为小于13.0%。Ni:0·01%以上且0.30%以下对于Ni而言，通过使其含量为0.01%以上，可提高钢板的淬透性及耐腐蚀性。但是，在含量大于0.30%时，由于Cr的扩散速度(diffusionvelocity)大幅降低，因此在将钢板加工为制动盘形状时的软化退火(softeningannealing)中需要长时间的热处理(heattreatment)，成为生产效率(productionefficiency)的降低及伴随氧化皮(scale)增加的缺陷产生的原因。此外，由于Ni是价格较高的元素，因此导致原材料成本增加。因此，使Ni的含量为0.30%以下。需要说明的是，在本发明中，通过调节其它的元素的含量来抑制δ铁素体相的生成并且实现耐腐蚀性的提高，因此也可以使M的含量为0.以下。Nb:0·10%以上且0.60%以下Nb与后述的N和B—样，是本发明中极为重要的元素。Nb是通过与C、N形成析出物(是指氮化物、碳化物、碳氮化物或它们中两种以上的混合物)来推迟位错(dislocation)恢复，从而提高钢板的耐热性的元素。为了确保本发明目的的耐热性(进行550°CX60分钟回火处理(temperingtreatment)后的硬度3040HRC，进行550°CX240分钟回火处理后的硬度2840HRC)，需要含0.10%以上的Nb。但是，其含量大于0.60%时，促进了与上述C、N的析出物的形成，导致短时间内这些析出物的粗大化。其结果是，特别而言，钢板中的固溶C量减少，反而成为使钢板淬火后的硬度降低、加速回火处理后的硬度降低的原因。因此，使Nb的含量为0.10%以上且0.60%以下。而且，更优选的含量为0.10%以上且0.40%以下。进一步优选的含量为0.16%以上且0.30%以下。N:0·03%以上且小于0.10%N与Nb—样，是本发明中极为重要的元素。N与C一样，是为了确保淬火后、回火后的钢板适宜的硬度所必需的元素。此外，具有抑制粗大的C的析出物(碳化物、碳氮化物、或它们的混合物)的析出的效果，并且比C还难形成析出物(氮化物和碳氮化物、或它们的混合物)，并且该析出物也为微细的状态，因此通过复合添加Nb及B，长时间抑制回火软化的效果好。而且，耐腐蚀性提高效果也大，为了得到这些效果，有效的是含有0.03%以上的N。但是，其含量为0.10%以上时，造成热延展性及韧性显著降低，因此使N的含量为0.03%以上且小于0.10%。另外，为了得到稳定的耐热性和耐腐蚀性，优选含有0.04%以上的N。更优选为0.045%以上。B大于0.0010%且在0.0060%以下B与Nb及N—样，是本发明中极为重要的元素。B易于集中分布于结晶晶界(crystalgrainboundary)，是在为了使组织整粒化(granulating)，并且抑制晶界的粗大的析出物(特别而言，由C和/或N形成的析出物，尤其是前述的碳化物、氮化物、碳氮化物或它们的2种以上的混合物)的生成，通过Nb及N的复合添加，提高钢板的耐热性，实现高温环境使用下的长寿命化方面有效的元素。为了得到这些效果，需要含B大于0.0010%。但是，其含量大于0.0060%时，因B和Fe、Cr形成化合物，铸造性及热延展性显著降低，而且，也将不能实现高温环境使用下的长寿命化。因此，使B的含量为大于0.0010且0.0060%以下。需要说明的是，B在钢中易分布不勻，因此，为了在钢板整体上得到稳定的上述效果，优选使其含量为ο.0016%以上。更优选为0.0020%以上。图6示出了对于(11.313.1)%Cr-(0.00300.0071)%C-(0.070.30)%Si-(0.851.84)%Mn-(0.0010.016)%A1_(0.020.29)%Ni-Nb-N-B-(Cu,Zr,Mo,V,Ti,Co,Ta,W)的成分系的钢及满足⑴式、(2)式及(3)式的钢(表1及表2的钢No.112，17，18，27，2932)而言，在适当范围内复合添加Nb及N两种元素的情况和在Nb及N两种元素中的1种以上未在适当范围内添加的情况下，B对550°C下保持240分钟的回火后的硬度的影响可知在适当范围复合添加Nb、N及B三种元素的情况下，即使在550°C下经过240分钟，硬度也确保在28HRC以上，与之相对，Nb、N及B三种元素中的一种未在适当范围添加的情况下，在550°C下经过240分钟时，均降低到27HRC以下。从上述可知，在适当范围复合含有Nb、N及B三元素的情况下，得到即使在550°C下保持240分钟，硬度也确保在28HRC以上这种以往所没有的预想不到的特别的效果。Ρ:0·06%以下P在含有0.01%以上时，有助于耐腐蚀性的提高，但含量大于0.06%时，导致热延展性及韧性降低，使钢板的制造变困难。因此，使P的含量为0.06%以下。而且，优选使其为0.01%以上且0.04%以下。S:0.01%以下S在以0.0005%以上含有时，有助于钢板的冲孔加工性的提高，但含量大于0.01%时，使热延展性及耐腐蚀性明显降低。因此，使S的含量为0.01%以下。而且，优选为0.0005%以上且0.006%以下。进一步优选为0.004%以下。此外，在本发明中，为了得到具备更优良的耐热性及耐腐蚀性的钢板，需要形成不仅满足上述组成，而且满足下述(1)(3)式的钢板组成。420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-ll.5Cr-ll.5Si-12Mo-47Nb-52Al-49Ti-23V+189彡85…⑴0.04^C+N-13(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51)-14B/ll^0.09...(2)C-12(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51+Mo/96+Ta/181+ff/184)^0.045...(3)其中，上述(1)(3)式中的各元素符号表示钢板中含有的各元素的质量％。上述(1)式的左边表示钢的奥氏体形成能力(austeniteformingability)。图1是表示对于Cr-O.06%C-0.1%Si-L6%Mn-O.002%A1-0.05%Ni-O.2%Nb-O.04%N-0.003%B钢而言，对于使Cr量在11.813.4%中变化的钢板，测定1050°C下进行5分钟淬火处理后的钢中的马氏体量的结果的图。需要说明的是，图1的横轴表示上述(1)式的左边的值。如图1所示，通过使(1)式的左边的值为85以上，能够使钢板淬火后的钢板组织以面积率计形成75%以上马氏体相。另外，作为马氏体相以外的组织，也可以包含总计小于25%的奥氏体相及铁素体相的一种以上。另外，图2是表示对于图1所示的钢板，淬火后及550°C下回火处理后的硬度的图。如图2所示，通过使钢板淬火后的钢板组织的75%以上为马氏体相，能够使淬火后的硬度(图2的〇标记)为3240HRC的适当范围，并且，能够将淬火后实施550°CX60分钟回火处理后的硬度(图2的▲标记)维持在3040HRC。此外，如图1所示，上述(1)式的左边的值越大，马氏体相的量也将越多，并且得到难以被回火的马氏体相，通过使钢板的淬火后的钢板组织以面积率计为75%以上的马氏体相，可将进行550°CX240分钟回火处理后的硬度(图2的■标记)维持在2840HRC。而且，根据图2，马氏体量优选为80%以上，更优选为90%以上，因此，根据图1，上述(1)式的左边的值优选为88以上，更优选为93以上。然而，该值过大时，难以使淬火前的钢板的硬度为适于冲孔加工的硬度范围(7595HRB)，因此优选上述(1)式的左边的值为100以下。上述(2)式是使淬火后及回火后的马氏体相的硬度为适宜范围时有效的条件式。钢板中的C及N，一部分和Cr、Nb、Ti、&、V、B等形成碳化物、氮化物、碳氮化物或它们中两种以上的混合物(之后，将这3种总称为碳氮化物等)，剩余的以固溶C及固溶N的形式存在。在此，决定淬火后及回火后的马氏体相的硬度的主要是固溶C和固溶N的总量，因此，在本发明中，在确保C和N相对于尤其在淬火状态下碳氮化物等存在、或在回火初期容易形成碳氮化物等的Nb、Ti、Zr、V、B的含量充分的基础上，将作为该指标的C+N-13(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51)-14B/ll规定在预定的范围。图3是表示上述(2)式的值(横轴)和淬火后的硬度(图3的〇标记)及长时间回火(550°C下保持240分钟)后的硬度(图3的■标记)的关系的图。对于满足上述(1)式、且具有11.413.4%Cr-O.030.09%C-0.1%Si-1.01.6%Mn-O.002%A1-0.010.30%Ni-O.100.60%Nb-O.030.06%N-0.002%B的成分组成的钢板，在1050°C下进行5分钟淬火处理，进而在550°C下保持240分钟来进行回火处理。图3所示的图(graph)的横轴(horizontalaxes)为上述(2)式的左边，纵轴(verticalaxes)为淬火后及回火后的硬度。由图3表明，上述(2)式的值小于0.04%的情况下，淬火后的硬度(图3的〇标记)不足或因为回火时间造成硬度降低程度大，因此240分钟回火后的硬度(图3的■标记)不足。另一方面，上述(2)式的值大于0.09%的情况下，偏离淬火后的硬度(图3的〇标记)的上限值(40HRC)。或者，偏离240分钟回火后的硬度(图3的■标记)的下限值(28HRC)。因此，使上述(2)式的值为0.04%以上且0.09%以下。更优选为0.05%以上且0.08%以下。上述(3)式是即使在将钢板长时间保持在回火温度的情况下，也确保高硬度且优良的耐腐蚀性时有效的条件式。将钢板长时间保持在回火温度下时，钢板中含有的C及N使如上所述的Nb、Ti、Zr、V、B的碳氮化物等增加，而且也使Cr、Mo、Ta、W的碳氮化物等增力口。在此，所形成的碳氮化物等的大小如果微细，则抑制回火过程中的马氏体的软化，因此即使在实施长时间的回火处理的情况下，也能够将钢板的硬度维持在适当范围内。而且，上述碳氮化物等如果微细，则也可以得到提高耐腐蚀性的效果。然而，C含量多的情况下，固溶C增加，耐腐蚀性降低，并且这些碳氮化物等在回火中易于粗大化(特别是Cr碳化物粗大化)，因此实施长时间的回火处理的情况下，硬度及耐腐蚀性降低。图4是表示上述(3)式的值(横轴)和淬火后的耐腐蚀性(图4的〇标记)及长时间回火(550°C下保持240分钟)后的耐腐蚀性(图4的▲标记)的关系的图。图5是表示上述(3)式的值(横轴)和淬火后的硬度(图5的O标记)及长时间回火(550°C下保持240分钟)后的硬度(图5的■标记)的关系的图。对于满足上述(1)及(2)式、且具有12.012.7%Cr-O.050.09%C-0.3%Si-L5%Mn-O.002%A1-0.050.30%Ni-O.10.30%Nb-O.03%N-0.003%B-(V,Mo,Ti,Zr,Ta)的成分组成的钢板(其中，V，Mo，Ti，Zr，Ta各自的含量为0.01%以上且0.10%以下)，在1050°C下进行5分钟淬火处理，进而在550°C下保持240分钟来进行回火处理。从淬火后的钢板(〇)及回火后的钢板(▲)裁取70X120mm的试样，用#600的研磨纸(abrasivepaper)对表面进行湿式研磨，然后，在依照JISZ2371的规定的条件下进行48小时的盐雾试验(SST试验)，对于各试样，目视测定宽为0.5mm以上的锈点的数目。此外，对淬火后钢板的硬度(〇)及回火后的钢板的硬度(■)进行测定。图4所示的图的横轴为上述(3)式的左边，纵轴为所测定的锈点的数目。另外，图5所示的图的横轴为上述(3)式的左边，纵轴为淬火后的钢板的硬度(O)及回火后的钢板的硬度(■)。从图4及图5可确认到，淬火后的耐腐蚀性(〇)和硬度(〇)及回火后的耐腐蚀性(▲)和硬度(■)很大程度上依赖于上述(3)式的值。因此，在本发明中，将作为固溶C的量、回火中形成的粗大的碳氮化物等的量的指标的C-12(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51+Mo/96+Ta/181+ff/184)限定于预定范围。为了提高耐腐蚀性和耐热寿命，需要使上述(3)式的值为0.045%以下，优选使其为0.04%以下。此外，在本发明中，在上述基本成分的基础上，以实现耐热性和耐腐蚀性的进一步提高为目的，根据需要可以包含以下的元素。Co:0·01%以上且0.10%以下Co与M—样，具有提高钢板的淬透性，抑制碳氮化物等析出而提高抗回火软化性的效果，为了得到该效果，优选使其含量为0.01%以上。但是，即使含量大于0.10%，淬火前的硬度也会增高，因此难以进行形成制动盘形状时的加工。此外，由于Co为非常昂贵的元素，导致原材料成本增加，因此使其含量为0.10%以下。Cu:0·01%以上且0.30%以下Cu具有提高钢板的耐腐蚀性的效果，并且具有在500600°C的回火温度下微细析出，从而提高抗回火软化性的效果。为了得到该效果，优选含0.01%以上，但过量地含Cu时，热延展性降低，成为热轧时裂纹及结疤(scab)的原因。另外，由于在加工成制动盘形状前的热轧钢板软质化退火处理需要的时间增加，生产效率降低，进而也导致回火后的硬度超标。因此，使Cu的含量为0.30%以下。Mo、Ti、Zr、Ta及W各自0.01%以上且0.10%以下、V:0.01%以上且小于0.15%V、Mo、Ti、Zr、Ta及W均为提高钢板的耐热性的元素。为了得到该效果，优选含0.01%以上，但过量地含有形成碳氮化物等的这些元素时，导致碳氮化物等显著硬质化或软质化，成为淬火后、回火后的钢板的硬度偏离适宜范围的原因。因此，使Mo、Ti、&、Ta及W的含量各自为0.10%以下，使V的含量小于0.15%。另外，为了使淬火后、回火后的钢板的硬度在适当范围内，优选使这些元素的总含量为0.30%以下。而且，为了在高于550°C的温度域中确保稳定的耐热性，优选使这些元素的总含量为0.11%以上。另外，在本发明中，在上述元素的基础上，为了进一步提高热轧时的加工性，使Ca和/或Mg各自为0.0003%以上且0.030%以下，或者，从钢板的耐热性、耐锈蚀性及制造性的观点来看，有效的是含有0.001%以上且0.02%以下的Hf、稀土元素(REM)。在本发明中，通过将钢板的组成限定为上述的成分组成和上述关系式，可以使钢板具有所期望的淬透性、耐热性及耐腐蚀性。因此，根据本发明，通过实施通常的淬火处理，能够得到具有优良的耐热性及耐腐蚀性，并且淬火后的组织的75%以上为马氏体相，淬火后的硬度为适宜范围(3240HRC)的适于制动盘的钢板。此外，由于对淬火前的原材料实施冲孔加工，因此需要进行一定程度的软质化。用于软质化的退火方法如后所述，淬火前原材料的硬度大于95HRB时，因硬质，所以在冲孔时容易在原材料上产生裂纹。另一方面，软质化至小于75HRB时，冲孔时原材料上容易出现塌边。因此，淬火前原材料的良好的硬度为7595HRB。同样的理由，更优选的范围为8090HRB。下面，对本发明的制动盘用钢板的制造方法进行说明。钢板的制造方法不需要特别地限定，可以使用公知的方法。例如，将具有上述成分组成的钢在转炉(steelconverter)或电炉(electricfurnace)进行熔炼，利用VOD(VacuumOxygenDecarburization)或AOD(ArgonOxygenDecarburization)进行精炼后，通过连铸(continuouscasting)等制成钢锭。进而，在10501250°C下加热进行热车L，形成预定板厚的热轧钢板。接着，以使加工成制动盘形状变容易为目的，对钢板进行软化退火，使钢板的硬度为7595HRB，优选使其为8090HRB。作为软化退火条件，可以列举例如，通过箱型退火炉或连续退火炉等，在650880°C下保持4小时以上，然后慢冷却等。由此，马氏体相被充分回火，生成铁素体相，碳氮化物等变得粗大，因此软质化。此外，根据需要，通过矫平机(Ieveler)等进行形状矫正(hotleveling)、通过磨削(grinding)或酸洗(pickling)等进行氧化皮去除(descaling)。而且，也可以在实施冷轧后，进行退火、氧化皮去除等。而且，也可以根据需要进行平整冷轧(skinpassrolling)等形状矫正。如上得到制动盘用钢板。淬火前的钢板的组织由回火马氏体相、铁素体相、残余奥氏体相及碳氮化物等形成。由于各相的硬度在回火过程中发生变化，因此由于相含率，并没有唯一规定钢板的硬度，但只要至少铁素体相以面积率计为75%以上，则即使其它相的总计以面积率计含量小于25%，也能够得到作为淬火前的钢板的良好的硬度。需要说明的是，淬火前的组织的观察可以基于后述的淬火性试验的马氏体的面积率的测定方法进行测定。下面，对使用上述制动盘用钢板的制动盘的制造方法进行说明。对上述制动盘用钢板进行冲孔加工(punchingwork)、切削加工(cuttingwork)，从而加工成制动盘形状，然后，进行淬火处理，使硬度在3240HRC的适宜的范围内。淬火处理如常规实施那样，如下进行加热至900130(TC，在其最高到达温度下保持约1秒约30分钟，然后，以空冷以上的冷却速度进行冷却。另外，更加优选使上述加热温度为9001100°C，使保持时间(holdingtime)为10分钟以内。对于淬火的方法也不需要特别地限定，可以使用插入预定温度的空气炉(atmospherefurnace)或气氛炉(atmospherefurnace)的方法、或者使用短时间升温的高频加热炉(radio-frequencyheatingfurnace)的方法等一般的方法。对于冷却方法，只要淬火后能够得到所期望的硬度和组织，则无论何种方法均可，可以使用水冷(watercooling)、油冷(oilcooling)、气冷(gascooling)、空冷(aircooling)或兼具形状矫正和冷却的利用模压(diepress)(力口压萍火(pressquenching))的方法等。实施例将表1所示的成分组成的钢No.132用高频熔化炉(high-frequencymeltingfurnace)熔化并进行铸造，制成厚度170mm的钢锭。对该钢锭进行1150°C下30分钟以上的均热处理，然后，用通常的方法进行热轧，由此制作厚度46mm的热轧钢板。接着，在700850°C的温度域进行8小时以上的退火，然后，以20°C/小时以下的冷却速度慢冷却，由此得到热轧退火板。使用如上得到的热轧退火板，进行下面的评价试验。(1)淬火性试验(hardenabilitytest)从上述热轧退火板上裁下2030mm的小片，在表2所示的条件下进行淬火处理，制作样品No.132的淬火试样。在此，淬火处理条件为，使加热温度为9501200°C，使在对各样品设定的加热温度士10°C下的保持时间为1600秒，之后进行空冷。通过对淬火处理后的试样进行研磨，完全去除表面的氧化皮，然后，根据JISZ2245的规定，使用洛氏硬度计对试样表面进行C标尺的硬度测定。如果测定值为3240HRC，则评价为淬火处理后的硬度良好。另外，特别良好的范围为3338HRC。此外，对上述淬火处理后的试样，测定马氏体量(面积率)(％)。马氏体量(面积率)的测定通过研磨试样断面，用村上试齐[J(murakamitestreagent)腐蚀后,进行图像分析(imaginganalysis)来进行。对于一个样品进行5点测定，将平均值作为该样品的马氏体量(面积率)。(2)耐热性试验对于上述的淬火试样，在表2所示的条件下进一步进行回火处理，制作样品No.132的回火试样。回火条件为，使加热温度为550°C，使该加热温度下的保持时间为60分钟及240分钟，之后进行空冷。通过对回火处理后的试样进行研磨，完全去除表面氧化皮，然后，与上述(1)的淬火性试验同样地操作，对试样表面进行洛氏硬度测定。对于保持60分钟后的试样而言，如果测定值为3040HRC，则评价为耐热性良好。另外，对于保持240分钟后的试样而言，如果测定值为2840HRC，则评价为耐热性良好。另外，极良好的范围为3038HRC。(3)耐腐蚀性试验从上述热轧退火板裁取70X120mm的试样，对在表2所示的条件下进行淬火处理后的试样、以及继淬火处理后在表2所示的条件下进行回火处理后的试样，用#600的研磨纸对表面进行湿式研磨，在依照JISZ2371的规定的条件下进行48小时的盐雾试验(SST试验)。对于各试样，目视测定宽为0.5mm以上的锈点数量，将锈点01个评价为“〇(good)”，24个评价为"Δ(pass)”，5个以上评价为“X(bad)”。将以上的评价结果示出于表2。发明例的样品No.112、2930的淬火处理后的硬度均为32HRC以上。而且，对于发明例的样品No.112、2930，在550°C下保持60分钟的回火处理后的硬度均为30HRC以上，在550°C下保持240分钟的回火处理后也维持了28HRC以上的硬度，显示出良好的耐热性。另一方面，对于比较例的样品No.1328、3132，淬火处理后的硬度、回火处理后的硬度、耐腐蚀性的任一项均较差，不满足作为本发明的目的的特性。产业上的可利用性提供在作为制动盘原材料使用的情况下，即使长时间使用也具有稳定的耐腐蚀性和耐热性(耐热稳定性)的钢板及由该钢板制造的制动盘。权利要求1.一种制动盘用钢板，具有如下组成，以质量％计，含有C0.02%以上且小于0.10%、Si:0.6%以下、Mn大于0.5%且在2.0%以下、P0.06%以下、S:0.01%以下、Al0.05%以下、Cr11.0%以上且13.5%以下、Ni0.01%以上且0.30%以下、Nb0.10%以上且0.60%以下、N:0.03%以上且小于0.10%、以及B大于0.0010%且在0.0060%以下，而且满足下述(1)(3)式，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，淬火后的硬度以HRC计为32HRC以上且40HRC以下，420C+470N+23Ni+9Cu+7Mn-l1.5Cr-ll.5Si-12Mo-47Nb-52Al-49Ti-23V+189彡85…(1)0.04彡C+N-13(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51)-14B/ll彡0.09…(2)C-12(Nb/93+Ti/48+Zr/91+V/51+Mo/96+Ta/181+ff/184)^0.045…⑶其中，所述(1)(3)式中的各元素符号表示钢板中含有的各元素的质量％。2.如权利要求1所述的制动盘用钢板，其中，进一步含有选自Co:0.01%以上且0.10%以下、Cu0.01%以上且0.30%以下、V:0.01%以上且小于0.15%,Mo0.01%以上且0.10%以下、Ti0.01%以上且0.10%以下、Zr0.01%以上且0.10%以下、Ta0.01%以上且0.10%以下、以及W:0.01%以上且0.10%以下中的一种以上。3.如权利要求1或2所述的制动盘用钢板，其中，淬火后的组织以面积率计含有75%以上的马氏体组织。4.如权利要求13中任一项所述的制动盘用钢板，其中，在550°C下保持240分钟的回火后的硬度以HRC计为28HRC以上且40HRC以下。5.如权利要求14中任一项所述的制动盘用钢板，其中，淬火前的硬度以HRB计为75HRB以上且95HRB以下。6.如权利要求15中任一项所述的制动盘用钢板，其中，B的含量为0.0016%以上且0.0060%以下。7.一种制动盘，其使用了权利要求16中任一项所述的制动盘用钢板。全文摘要本发明提供在作为制动盘原材料使用的情况下，即使长时间使用也具有稳定的耐腐蚀性和耐热稳定性的钢板及由该钢板制造的制动盘。具体而言，提供一种制动盘用钢板，其特征在于，具有如下组成，以质量％计，含有C0.02％以上且小于0.10％、Si0.6％以下、Mn大于0.5％且在2.0％以下、P0.06％以下、S0.01％以下、Al0.05％以下、Cr11.0％以上且13.5％以下、Ni0.01％以上且0.30％以下、Nb0.10％以上且0.60％以下、N0.03％以上且小于0.10％、以及B0.0016％以上且在0.0060％以下，而且满足所期望的关系式，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且，淬火后的硬度为32～40HRC。文档编号F16D65/12GK102449181SQ20108002396公开日2012年5月9日申请日期2010年5月31日优先权日2009年6月1日发明者加藤康,古泽英哉,太田裕树,宇城工,山内克久,藤泽光幸申请人:杰富意钢铁株式会社